JP2003201513A - 高強度肌焼鋼 - Google Patents
高強度肌焼鋼Info
- Publication number
- JP2003201513A JP2003201513A JP2002003865A JP2002003865A JP2003201513A JP 2003201513 A JP2003201513 A JP 2003201513A JP 2002003865 A JP2002003865 A JP 2002003865A JP 2002003865 A JP2002003865 A JP 2002003865A JP 2003201513 A JP2003201513 A JP 2003201513A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- hot
- grain size
- less
- annealing
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｔｉ添加肌焼鋼において、切削性と浸炭後の
結晶粒度特性を両立させるための焼鈍方法の提供であ
る。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔ
ｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼を熱間圧延また
は熱間鍛造後に、図１のヒートパターンに示すように、
９００℃まで加熱保持後、衝風冷却し、さらに６００〜
６５０℃に等温保持後空冷することにより、硬さ１６０
−２１０ＨＢ、オーステナイト結晶粒度１０以上の細粒
組織を有する高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法。
結晶粒度特性を両立させるための焼鈍方法の提供であ
る。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔ
ｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼を熱間圧延また
は熱間鍛造後に、図１のヒートパターンに示すように、
９００℃まで加熱保持後、衝風冷却し、さらに６００〜
６５０℃に等温保持後空冷することにより、硬さ１６０
−２１０ＨＢ、オーステナイト結晶粒度１０以上の細粒
組織を有する高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、機械構造用鋼から
なる部品、例えば、ギヤ、ＣＶＪなどの高強度化が要求
される自動車用鋼部品に関する。
なる部品、例えば、ギヤ、ＣＶＪなどの高強度化が要求
される自動車用鋼部品に関する。
【０００２】
【従来の技術】ギヤやＣＶＪなどの自動車部品では、小
型軽量化に伴う高強度化が要求されている。そこでＳＮ
ＣＭなどのＮｉ鋼のように合金元素を添加して高強度化
を図っているが、コストが高く、熱間鍛造後そのままで
は切削できないため、焼鈍などの熱処理が必要となる問
題がある。
型軽量化に伴う高強度化が要求されている。そこでＳＮ
ＣＭなどのＮｉ鋼のように合金元素を添加して高強度化
を図っているが、コストが高く、熱間鍛造後そのままで
は切削できないため、焼鈍などの熱処理が必要となる問
題がある。
【０００３】一方、特開平１０−８１９３８号公報に開
示の方法のように、肌焼鋼にＴｉを添加することによ
り、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し高強度
化を図ることが可能である。Ｔｉ添加肌焼鋼では、Ｎｉ
を添加しなくてもＮｉ鋼と同等の強度を得ることが可能
であり、コスト低減には有効である。しかし、やはり鍛
造ままでは硬くて切削できない問題や、切削性確保のた
めに焼鈍を行うと結晶粒が粗大化し、その結果、浸炭後
の結晶粒も大きくなり、強度が十分に得られない問題が
あり、その適用範囲が限られていた。
示の方法のように、肌焼鋼にＴｉを添加することによ
り、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し高強度
化を図ることが可能である。Ｔｉ添加肌焼鋼では、Ｎｉ
を添加しなくてもＮｉ鋼と同等の強度を得ることが可能
であり、コスト低減には有効である。しかし、やはり鍛
造ままでは硬くて切削できない問題や、切削性確保のた
めに焼鈍を行うと結晶粒が粗大化し、その結果、浸炭後
の結晶粒も大きくなり、強度が十分に得られない問題が
あり、その適用範囲が限られていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、従来の上記の問題を解消することであり、
Ｔｉ添加肌焼鋼において、切削性と浸炭後の結晶粒度特
性を両立させるための焼鈍方法の提供である。
する課題は、従来の上記の問題を解消することであり、
Ｔｉ添加肌焼鋼において、切削性と浸炭後の結晶粒度特
性を両立させるための焼鈍方法の提供である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の課題を解決する
ための手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：
０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．１％超〜０．２％、
Ｎ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼組成
を有する鋼を熱間圧延または熱間鍛造後に、９００℃ま
で加熱保持後、衝風冷却し、さらに６００〜６５０℃に
等温保持後空冷することにより、硬さ１６０−２１０Ｈ
Ｂ、オーステナイト結晶粒度１０以上の細粒組織を有す
ることを特徴とする高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法であ
る。
ための手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：
０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．１％超〜０．２％、
Ｎ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼組成
を有する鋼を熱間圧延または熱間鍛造後に、９００℃ま
で加熱保持後、衝風冷却し、さらに６００〜６５０℃に
等温保持後空冷することにより、硬さ１６０−２１０Ｈ
Ｂ、オーステナイト結晶粒度１０以上の細粒組織を有す
ることを特徴とする高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法であ
る。
【０００６】請求項２の発明では、質量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：
０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、さらにＣ
ｒ：０．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎ
ｉ：０．３〜３．０％のうち１種又は２種以上を含有す
る鋼を熱間圧延または熱間鍛造後に、９００℃まで加熱
保持後、衝風冷却し、さらに６００〜６５０℃に等温保
持後空冷することにより、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オ
ーステナイト結晶粒度１０以上の細粒組織を有すること
を特徴とする高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法である。
１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：
０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、さらにＣ
ｒ：０．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎ
ｉ：０．３〜３．０％のうち１種又は２種以上を含有す
る鋼を熱間圧延または熱間鍛造後に、９００℃まで加熱
保持後、衝風冷却し、さらに６００〜６５０℃に等温保
持後空冷することにより、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オ
ーステナイト結晶粒度１０以上の細粒組織を有すること
を特徴とする高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法である。
【０００７】請求項３の発明では、質量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：
０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含
有し、さらにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０
２〜０．１０％の１種または２種を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼を熱間圧延
または熱間鍛造後に、９００℃まで加熱保持後、衝風冷
却し、さらに６００〜６５０℃に等温保持後空冷するこ
とにより、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オーステナイト結
晶粒度１０以上の細粒組織を有することを特徴とする高
強度肌焼鋼部品の焼鈍方法である。
１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：
０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含
有し、さらにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０
２〜０．１０％の１種または２種を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼を熱間圧延
または熱間鍛造後に、９００℃まで加熱保持後、衝風冷
却し、さらに６００〜６５０℃に等温保持後空冷するこ
とにより、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オーステナイト結
晶粒度１０以上の細粒組織を有することを特徴とする高
強度肌焼鋼部品の焼鈍方法である。
【０００８】請求項４の発明では、質量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：
０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含
有し、さらにＣｒ：０．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、Ｎｉ：０．３〜３．０％のうち１種又は２
種以上を含有し、さらにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎ
ｂ：０．０２〜０．１０％の１種または２種を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼
を熱間圧延または熱間鍛造後に、９００℃まで加熱保持
後、衝風冷却し、さらに６００〜６５０℃に等温保持後
空冷することにより、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オース
テナイト結晶粒度１０以上の細粒組織を有することを特
徴とする高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法である。
１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：
０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含
有し、さらにＣｒ：０．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、Ｎｉ：０．３〜３．０％のうち１種又は２
種以上を含有し、さらにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎ
ｂ：０．０２〜０．１０％の１種または２種を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼
を熱間圧延または熱間鍛造後に、９００℃まで加熱保持
後、衝風冷却し、さらに６００〜６５０℃に等温保持後
空冷することにより、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オース
テナイト結晶粒度１０以上の細粒組織を有することを特
徴とする高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法である。
【０００９】請求項５の発明では、請求項１〜４のいず
れか１項に記載の鋼に、鋼成分としてさらに、質量％
で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有する鋼を熱
間圧延または熱間鍛造後に、９００℃まで加熱保持後、
衝風冷却し、さらに６００〜６５０℃に等温保持後空冷
することにより、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オーステナ
イト結晶粒度１０以上の細粒組織を有することを特徴と
する高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法である。
れか１項に記載の鋼に、鋼成分としてさらに、質量％
で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有する鋼を熱
間圧延または熱間鍛造後に、９００℃まで加熱保持後、
衝風冷却し、さらに６００〜６５０℃に等温保持後空冷
することにより、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オーステナ
イト結晶粒度１０以上の細粒組織を有することを特徴と
する高強度肌焼鋼部品の焼鈍方法である。
【００１０】請求項６の発明では、請求項１〜５の焼鈍
方法にて焼鈍を行った鋼部品に浸炭を行い、浸炭後のオ
ーステナイト粒度番号１０以上の微細マルテンサイト組
織からなることを特徴とする高強度肌焼鋼部品である。
方法にて焼鈍を行った鋼部品に浸炭を行い、浸炭後のオ
ーステナイト粒度番号１０以上の微細マルテンサイト組
織からなることを特徴とする高強度肌焼鋼部品である。
【００１１】本発明の鋼に含有される鋼成分の限定理由
を述べる。なお、％は質量％を示す。 Ｃ：Ｃは機械構造用部品として浸炭処理後の芯部強度を
確保するために必要な元素であり、０．１％未満ではそ
の効果が十分に得られず、反対に０．３５％を超えると
芯部の靭性を低下させる。そのため含有量を０．１０〜
０．３５％とした。
を述べる。なお、％は質量％を示す。 Ｃ：Ｃは機械構造用部品として浸炭処理後の芯部強度を
確保するために必要な元素であり、０．１％未満ではそ
の効果が十分に得られず、反対に０．３５％を超えると
芯部の靭性を低下させる。そのため含有量を０．１０〜
０．３５％とした。
【００１２】Ｓｉ：Ｓｉは０．０３％未満では脱酸効果
が十分には得られず、０．５％より過剰に含有させると
加工性を低下させるとともに浸炭時の粒界酸化層の形成
を助長し、疲労特性についても低下させる。そのため含
有量を０．０３〜０．５０％とした。
が十分には得られず、０．５％より過剰に含有させると
加工性を低下させるとともに浸炭時の粒界酸化層の形成
を助長し、疲労特性についても低下させる。そのため含
有量を０．０３〜０．５０％とした。
【００１３】Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を確保するのに必要
な元素であるが、２．０％を超えると加工性を低下させ
る。そのため含有量を２．０％以下とした。
な元素であるが、２．０％を超えると加工性を低下させ
る。そのため含有量を２．０％以下とした。
【００１４】Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のｆｒｅｅ−Ｎを固定
し、Ｂの焼入れ性への効果を向上させるとともにＴｉ炭
化物、Ｔｉを有する複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析
出させることによって、ＡｌＮに代わって浸炭時のオー
ステナイト結晶粒度の粗大化を抑制するために必要な元
素である。特に鋼中に微細分散したナノオーダーのＴｉ
Ｃが結晶粒の成長を抑制する。Ｔが０．１％以下ではそ
の効果は十分でなく、０．２％を超えると析出物の量が
過剰となり加工性を低下させる。そのため含有量を０．
１％超〜０．２％とした。
し、Ｂの焼入れ性への効果を向上させるとともにＴｉ炭
化物、Ｔｉを有する複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析
出させることによって、ＡｌＮに代わって浸炭時のオー
ステナイト結晶粒度の粗大化を抑制するために必要な元
素である。特に鋼中に微細分散したナノオーダーのＴｉ
Ｃが結晶粒の成長を抑制する。Ｔが０．１％以下ではそ
の効果は十分でなく、０．２％を超えると析出物の量が
過剰となり加工性を低下させる。そのため含有量を０．
１％超〜０．２％とした。
【００１５】Ｖ：Ｖは炭化物を形成し、Ｔｉ同様にオー
ステナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある。特
に、鋼中に微細分散したナノオーダーのＶＣが結晶粒の
成長を抑制する。Ｖが０．０２％未満ではその効果が得
られず、０．１％を超えて含有させると析出物の量が過
剰となり加工性を低下させる。そのため含有量を０．０
２〜０．１０％とした。
ステナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある。特
に、鋼中に微細分散したナノオーダーのＶＣが結晶粒の
成長を抑制する。Ｖが０．０２％未満ではその効果が得
られず、０．１％を超えて含有させると析出物の量が過
剰となり加工性を低下させる。そのため含有量を０．０
２〜０．１０％とした。
【００１６】Ｎｂ：Ｎｂは炭化物あるいは窒化物を形成
し、Ｔｉ同様にオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制
する効果がある。特に、鋼中に微細分散したナノオーダ
ーのＮｂＣが結晶粒の成長を抑制する。Ｎｂが０．０２
％未満ではその効果が得られず、０．１０％を超えて含
有させると析出物の量が過剰となり加工性を低下させ
る。そのため、０．０２〜０．１％とした。
し、Ｔｉ同様にオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制
する効果がある。特に、鋼中に微細分散したナノオーダ
ーのＮｂＣが結晶粒の成長を抑制する。Ｎｂが０．０２
％未満ではその効果が得られず、０．１０％を超えて含
有させると析出物の量が過剰となり加工性を低下させ
る。そのため、０．０２〜０．１％とした。
【００１７】Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性および浸炭性を向上
させる元素であるが、０．２％未満ではその効果が得ら
れず、２．０％を超えて含有させると浸炭層で粗大な炭
化物を形成し、機械的性質、疲労特性を低下させる。そ
のため、含有量を０．２〜２．０％とした。
させる元素であるが、０．２％未満ではその効果が得ら
れず、２．０％を超えて含有させると浸炭層で粗大な炭
化物を形成し、機械的性質、疲労特性を低下させる。そ
のため、含有量を０．２〜２．０％とした。
【００１８】Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性および靭性を向上さ
せる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が得ら
れず、０．５％を超えて含有させると圧延あるいは鍛造
後にベイナイトやマルテンサイト組織となり、加工性を
著しく低下させる。そのため、含有量を０．０５〜０．
５％とした。
せる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が得ら
れず、０．５％を超えて含有させると圧延あるいは鍛造
後にベイナイトやマルテンサイト組織となり、加工性を
著しく低下させる。そのため、含有量を０．０５〜０．
５％とした。
【００１９】Ｎｉ：Ｎｉは焼入れ性および靭性を向上さ
せる元素であるが、０．３％未満ではその効果が得られ
ず、３．０％を超えて含有させると圧延あるいは鍛造後
にベイナイトやマルテンサイト組織となり、加工性を著
しく低下させる。そのため、含有量を０．３〜３．０％
とした。
せる元素であるが、０．３％未満ではその効果が得られ
ず、３．０％を超えて含有させると圧延あるいは鍛造後
にベイナイトやマルテンサイト組織となり、加工性を著
しく低下させる。そのため、含有量を０．３〜３．０％
とした。
【００２０】Ｎ：Ｎは０．０１５％を超えて含有すると
ＴｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため
含有量を０．０１５％以下とした。
ＴｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため
含有量を０．０１５％以下とした。
【００２１】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として使用される元素
であり、０．００５％未満ではその効果が十分ではな
く、０．０５％を超えるとアルミナ系酸化物が増加し疲
労特性、加工性を低下させる。そのため、添加量を０．
００５〜０．０５％とした。
であり、０．００５％未満ではその効果が十分ではな
く、０．０５％を超えるとアルミナ系酸化物が増加し疲
労特性、加工性を低下させる。そのため、添加量を０．
００５〜０．０５％とした。
【００２２】Ｂ：Ｂは極く微量の添加によって鋼の焼入
れ性を著しく向上させる元素であり任意に選択的に添加
できる元素である。しかし、０．０００５％未満ではそ
の効果量は十分ではなく、０．００５％を超えると逆に
焼入れ性を低下させる。そのため、含有量を０．０００
５〜０．００５％とした。
れ性を著しく向上させる元素であり任意に選択的に添加
できる元素である。しかし、０．０００５％未満ではそ
の効果量は十分ではなく、０．００５％を超えると逆に
焼入れ性を低下させる。そのため、含有量を０．０００
５〜０．００５％とした。
【００２３】本発明の作用について述べると、本発明の
焼鈍条件は、結晶粒の細粒化のための焼準処理と、切削
性確保のための軟化焼鈍処理の両者の特徴を併せ持つ焼
鈍条件となっている。
焼鈍条件は、結晶粒の細粒化のための焼準処理と、切削
性確保のための軟化焼鈍処理の両者の特徴を併せ持つ焼
鈍条件となっている。
【００２４】すなわち、Ａ3変態点以上のオーステナイ
ト単層域まで加熱保持後、Ａ1変態点以下まで急冷し等
温保持を行うことにより、ベイナイト組織を生成させる
ことなく、微細なフェライト＋パーライト組織を生成さ
せるものである。
ト単層域まで加熱保持後、Ａ1変態点以下まで急冷し等
温保持を行うことにより、ベイナイト組織を生成させる
ことなく、微細なフェライト＋パーライト組織を生成さ
せるものである。
【００２５】オーステナイト化温度としては９５０℃が
一般であるが、結晶核の成長を抑制し、フェライトト生
成核を多くすることにより焼鈍後の組織を微細なフェラ
イト＋パーライト組織とするため、９００℃まで低温化
を図った。
一般であるが、結晶核の成長を抑制し、フェライトト生
成核を多くすることにより焼鈍後の組織を微細なフェラ
イト＋パーライト組織とするため、９００℃まで低温化
を図った。
【００２６】等温保持温度については、保持温度が高い
ほど焼鈍後の硬さは低下するが、その一方で結晶粒度も
粗大化する。そこで切削性と結晶粒度の両特性を考慮
し、１）良好な切削性を前提とした場合の硬さの上限を
２１０ＨＢと考え、図３に示す保持温度と硬さの関係よ
り、保持温度の下限を６００℃に決定した。
ほど焼鈍後の硬さは低下するが、その一方で結晶粒度も
粗大化する。そこで切削性と結晶粒度の両特性を考慮
し、１）良好な切削性を前提とした場合の硬さの上限を
２１０ＨＢと考え、図３に示す保持温度と硬さの関係よ
り、保持温度の下限を６００℃に決定した。
【００２７】２）さらに浸炭後の浸炭前の結晶粒度と浸
炭後の結晶粒度には、図４に示すように、密接な関係が
あるため、浸炭後のオーステナイト粒度番号１０以上を
得るためには、浸炭前の組織においてもオーステナイト
粒度番号１０以上が必要である。そこで、図５に示す等
温保持温度と結晶粒度の関係より、保持温度の上限を６
５０℃に決定した。
炭後の結晶粒度には、図４に示すように、密接な関係が
あるため、浸炭後のオーステナイト粒度番号１０以上を
得るためには、浸炭前の組織においてもオーステナイト
粒度番号１０以上が必要である。そこで、図５に示す等
温保持温度と結晶粒度の関係より、保持温度の上限を６
５０℃に決定した。
【００２８】この焼鈍条件で焼鈍を行うことにより、焼
鈍後の硬さは１６０〜２１０ＨＢとなり、切削性は極め
て良好となる。さらに、組織はオーステナイト粒度番号
１０以上の微細なフェライト＋パーライト組織となり、
浸炭後もオーステナイト粒度番号１０以上の微細な組織
を得ることができＮｉなどの高価な元素を用いることな
くても、高強度化が図れるものである。
鈍後の硬さは１６０〜２１０ＨＢとなり、切削性は極め
て良好となる。さらに、組織はオーステナイト粒度番号
１０以上の微細なフェライト＋パーライト組織となり、
浸炭後もオーステナイト粒度番号１０以上の微細な組織
を得ることができＮｉなどの高価な元素を用いることな
くても、高強度化が図れるものである。
【００２９】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を以下の実施
例により示す。
例により示す。
【実施例】表１に示す成分のＴｉ添加鋼を１００ｋｇ真
空溶解炉にて溶製してなる鋼片を、１２５０℃に加熱し
てφ２０ｍｍの棒鋼に鍛伸して試験片を作成した。これ
らの試験片を図１に示す本発明の焼鈍条件のヒートパタ
ーンならびに図２に示す従来の焼鈍条件のヒートパター
ンにて焼鈍を行い、焼鈍後の硬さとオーステナイト結晶
粒度の測定を行った。その結果を表２に示す。本発明の
ヒートパターンによる焼鈍後のオーステナイト結晶粒度
はいずれも粒度番号１０以上を満足しており、一方、従
来のヒートパターンによる焼鈍後のオーステナイト結晶
粒度はいずれも粒度番号１０未満であることが分かる。
空溶解炉にて溶製してなる鋼片を、１２５０℃に加熱し
てφ２０ｍｍの棒鋼に鍛伸して試験片を作成した。これ
らの試験片を図１に示す本発明の焼鈍条件のヒートパタ
ーンならびに図２に示す従来の焼鈍条件のヒートパター
ンにて焼鈍を行い、焼鈍後の硬さとオーステナイト結晶
粒度の測定を行った。その結果を表２に示す。本発明の
ヒートパターンによる焼鈍後のオーステナイト結晶粒度
はいずれも粒度番号１０以上を満足しており、一方、従
来のヒートパターンによる焼鈍後のオーステナイト結晶
粒度はいずれも粒度番号１０未満であることが分かる。
【００３０】なお、表１において示される含有成分のう
ち、Ｎｉ成分は試験片のＮｏ．４を除く他のＮｏ．の試
験片では不純物として含有され、Ｃｒ成分は試験片のＮ
ｏ．１およびＮｏ．８の試験片では不純物として含有さ
れ、Ｍｏ成分は試験片のＮｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．
７、Ｎｏ．８の試験片では不純物として含有されるもの
である。
ち、Ｎｉ成分は試験片のＮｏ．４を除く他のＮｏ．の試
験片では不純物として含有され、Ｃｒ成分は試験片のＮ
ｏ．１およびＮｏ．８の試験片では不純物として含有さ
れ、Ｍｏ成分は試験片のＮｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．
７、Ｎｏ．８の試験片では不純物として含有されるもの
である。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】図３は表１のＮｏ．３の試験片を用い、図
１に示す本発明の焼鈍条件の等温保持温度を変えて、保
持温度と焼鈍後のオーステナイト結晶粒度との関係の確
認を行った結果である。
１に示す本発明の焼鈍条件の等温保持温度を変えて、保
持温度と焼鈍後のオーステナイト結晶粒度との関係の確
認を行った結果である。
【００３４】おなじく図４は表１のＮｏ．３の試験片を
用い、図１に示す本発明の焼鈍条件の等温保持温度を変
えて、保持温度と焼鈍後の硬さとの関係の確認を行った
結果である。
用い、図１に示す本発明の焼鈍条件の等温保持温度を変
えて、保持温度と焼鈍後の硬さとの関係の確認を行った
結果である。
【００３５】図５は表１のＮｏ．３の鋼を鍛造してφ３
０ｍｍとした後、鍛造まま、鍛造後焼きならし、鍛造後
焼きなましの３条件の試験片を作製し浸炭処理を行い、
浸炭前組織の結晶粒と浸炭後組織の結晶粒の関係を調べ
た結果である。浸炭前組織の結晶粒度が浸炭後組織の結
晶粒度に影響を及ぼしていることがわかる。
０ｍｍとした後、鍛造まま、鍛造後焼きならし、鍛造後
焼きなましの３条件の試験片を作製し浸炭処理を行い、
浸炭前組織の結晶粒と浸炭後組織の結晶粒の関係を調べ
た結果である。浸炭前組織の結晶粒度が浸炭後組織の結
晶粒度に影響を及ぼしていることがわかる。
【００３６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の焼鈍条件
でＴｉ添加鋼を焼鈍することにより、良好な切削性を有
し、かつ、浸炭後に結晶粒度番号１０以上の微細組織を
有する高強度肌焼鋼部品が得られる。
でＴｉ添加鋼を焼鈍することにより、良好な切削性を有
し、かつ、浸炭後に結晶粒度番号１０以上の微細組織を
有する高強度肌焼鋼部品が得られる。
【図１】本発明における焼鈍条件のヒートパターンを示
す。
す。
【図２】従来の焼鈍条件のヒートパターンを示す。
【図３】本発明の焼鈍条件において等温保持温度と焼鈍
後の結晶粒度の関係を示す。
後の結晶粒度の関係を示す。
【図４】本発明の焼鈍条件において等温保持温度と焼鈍
後の硬さの関係を示す。
後の硬さの関係を示す。
【図５】浸炭前組織の結晶粒度と浸炭後組織の結晶粒度
の関係を示す。
の関係を示す。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14
38/58 38/58
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔ
ｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼を熱間圧延また
は熱間鍛造後に、９００℃まで加熱保持後、衝風冷却
し、さらに６００〜６５０℃に等温保持後空冷すること
により、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オーステナイト結晶
粒度１０以上の細粒組織を有することを特徴とする高強
度肌焼鋼部品の焼鈍方法。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔ
ｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物からなり、さらにＣｒ：０．２〜２．０
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．３〜３．０
％のうち１種又は２種以上を含有する鋼を熱間圧延また
は熱間鍛造後に、９００℃まで加熱保持後、衝風冷却
し、さらに６００〜６５０℃に等温保持後空冷すること
により、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オーステナイト結晶
粒度１０以上の細粒組織を有することを特徴とする高強
度肌焼鋼部品の焼鈍方法。 - 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔ
ｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、さらにＶ：０．
０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％の１種
または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物から
なる鋼組成を有する鋼を熱間圧延または熱間鍛造後に、
９００℃まで加熱保持後、衝風冷却し、さらに６００〜
６５０℃に等温保持後空冷することにより、硬さ１６０
−２１０ＨＢ、オーステナイト結晶粒度１０以上の細粒
組織を有することを特徴とする高強度肌焼鋼部品の焼鈍
方法。 - 【請求項４】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔ
ｉ：０．１％超〜０．２％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、さらにＣｒ：
０．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：
０．３〜３．０％のうち１種又は２種以上を含有し、さ
らにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０２〜０．
１０％の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなる鋼組成を有する鋼を熱間圧延または熱
間鍛造後に、９００℃まで加熱保持後、衝風冷却し、さ
らに６００〜６５０℃に等温保持後空冷することによ
り、硬さ１６０−２１０ＨＢ、オーステナイト結晶粒度
１０以上の細粒組織を有することを特徴とする高強度肌
焼鋼部品の焼鈍方法。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼
に、鋼成分としてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００５
〜０．００５％を含有する鋼を熱間圧延または熱間鍛造
後に、９００℃まで加熱保持後、衝風冷却し、さらに６
００〜６５０℃に等温保持後空冷することにより、硬さ
１６０−２１０ＨＢ、オーステナイト結晶粒度１０以上
の細粒組織を有することを特徴とする高強度肌焼鋼部品
の焼鈍方法。 - 【請求項６】 請求項１〜５の焼鈍方法にて焼鈍を行っ
た鋼部品に浸炭を行い、浸炭後のオーステナイト粒度番
号１０以上の微細マルテンサイト組織からなることを特
徴とする高強度肌焼鋼部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002003865A JP2003201513A (ja) | 2002-01-10 | 2002-01-10 | 高強度肌焼鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002003865A JP2003201513A (ja) | 2002-01-10 | 2002-01-10 | 高強度肌焼鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003201513A true JP2003201513A (ja) | 2003-07-18 |
Family
ID=27643347
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002003865A Pending JP2003201513A (ja) | 2002-01-10 | 2002-01-10 | 高強度肌焼鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003201513A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006097035A (ja) * | 2004-09-28 | 2006-04-13 | Aichi Steel Works Ltd | 高速ドライ切削用歯車素材の製造方法及びその歯車素材を用いた歯車の製造方法 |
| JP2006249570A (ja) * | 2005-03-14 | 2006-09-21 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐粗粒化特性に優れた高温浸炭用鋼及びその製法並びに高温浸炭用素形品およびその浸炭焼入れ方法 |
| JP2007056296A (ja) * | 2005-08-23 | 2007-03-08 | Ntn Corp | 等速ジョイント用浸炭部品の製造方法 |
| KR101271937B1 (ko) | 2010-12-07 | 2013-06-07 | 주식회사 포스코 | 강도 및 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| CN109023185A (zh) * | 2018-09-05 | 2018-12-18 | 中国航发动力股份有限公司 | 一种gh80a高温合金零件表层晶粒细化方法 |
| CN111876693A (zh) * | 2020-07-16 | 2020-11-03 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种钢轨用钢及其生产方法 |
| CN114317900A (zh) * | 2021-12-27 | 2022-04-12 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 一种用于消除锻件偏析线的热处理工艺方法 |
| CN115029632A (zh) * | 2022-05-27 | 2022-09-09 | 河钢股份有限公司 | 高耐蚀镀锌热成形硬化钢及其零部件以及制备方法 |
-
2002
- 2002-01-10 JP JP2002003865A patent/JP2003201513A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006097035A (ja) * | 2004-09-28 | 2006-04-13 | Aichi Steel Works Ltd | 高速ドライ切削用歯車素材の製造方法及びその歯車素材を用いた歯車の製造方法 |
| JP4534694B2 (ja) * | 2004-09-28 | 2010-09-01 | 愛知製鋼株式会社 | 高速ドライ切削用歯車素材の製造方法及びその歯車素材を用いた歯車の製造方法 |
| JP2006249570A (ja) * | 2005-03-14 | 2006-09-21 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐粗粒化特性に優れた高温浸炭用鋼及びその製法並びに高温浸炭用素形品およびその浸炭焼入れ方法 |
| JP2007056296A (ja) * | 2005-08-23 | 2007-03-08 | Ntn Corp | 等速ジョイント用浸炭部品の製造方法 |
| KR101271937B1 (ko) | 2010-12-07 | 2013-06-07 | 주식회사 포스코 | 강도 및 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| CN109023185A (zh) * | 2018-09-05 | 2018-12-18 | 中国航发动力股份有限公司 | 一种gh80a高温合金零件表层晶粒细化方法 |
| CN111876693A (zh) * | 2020-07-16 | 2020-11-03 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种钢轨用钢及其生产方法 |
| CN114317900A (zh) * | 2021-12-27 | 2022-04-12 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 一种用于消除锻件偏析线的热处理工艺方法 |
| CN114317900B (zh) * | 2021-12-27 | 2024-01-30 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 一种用于消除锻件偏析线的热处理工艺方法 |
| CN115029632A (zh) * | 2022-05-27 | 2022-09-09 | 河钢股份有限公司 | 高耐蚀镀锌热成形硬化钢及其零部件以及制备方法 |
| WO2023226813A1 (zh) * | 2022-05-27 | 2023-11-30 | 河钢股份有限公司 | 高耐蚀镀锌热成形硬化钢及其零部件以及制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPWO2017039012A1 (ja) | ばね用鋼線およびばね | |
| JP4057930B2 (ja) | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 | |
| JP3738004B2 (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法 | |
| JP2023002842A (ja) | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼材による自動車用機械部品 | |
| JP2011219854A (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP4073860B2 (ja) | 高温浸炭後の耐粗粒化特性に優れた浸炭鋼の製造方法 | |
| JP5630978B2 (ja) | 靭性に優れた機械構造用鋼 | |
| JP2006169637A (ja) | 高強度浸炭部品の製造方法 | |
| JP2003201513A (ja) | 高強度肌焼鋼 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP2004238702A (ja) | 耐低サイクル衝撃疲労特性に優れた浸炭部品 | |
| WO2019035401A1 (ja) | 高硬度かつ靱性に優れる鋼 | |
| JP4344126B2 (ja) | ねじり特性に優れる高周波焼もどし鋼 | |
| JP2009191322A (ja) | 浸炭部品用の耐粗粒化特性に優れたはだ焼鋼 | |
| JP2003034843A (ja) | 高強度肌焼鋼および高強度肌焼鋼部品 | |
| JPH07238343A (ja) | 快削性浸炭用鋼及びその切削加工前熱処理法 | |
| JP3725666B2 (ja) | 浸炭軸状部品の製造方法 | |
| JP3907986B2 (ja) | 冷間加工性と結晶粒度特性に優れた肌焼き鋼の製造方法 | |
| JP6752624B2 (ja) | 浸炭用鋼の製造方法 | |
| JPH08260039A (ja) | 浸炭肌焼鋼の製造方法 | |
| JP7552959B1 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼並びに熱間鍛造材及びその製造方法 | |
| JP7527782B2 (ja) | 結晶粒度特性に優れた浸炭用肌焼鋼 | |
| JPH11106866A (ja) | 粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
| WO2021187100A1 (ja) | 真空浸炭用粗形材及びその製造方法 | |
| JPH07207412A (ja) | 結晶粒安定化浸炭用鋼 |